1

Raport ştiințific sintetic intermediar

privind implementarea proiectului PN-II-ID-PCE-2012-4-0632

ȋn perioada septembrie 2013 – decembrie 2016

Etapa I/2013

Elaborarea şi studiul precursorilor pentru pulberi pseudo core-shell, pulberi nanocompozite şi

compacte nanocompozite magnetice moi

Etapa II/2014

Elaborarea şi studiul pulberilor şi compactelor nanostructurate pseudo core-shell de tipul

Permalloy (Supermalloy) @ aliaj Rhometal.

Etapa III/2015

Elaborarea şi studiul compactelor nanostructurate pseudo core-shell de tipul Permalloy

(Supermalloy) @ aliaj Rhometal. Elaborarea şi studiul pulberilor şi compactelor nanostructurate

tipul (Me1Me2)Fe2O4/ (Fe, aliaj Fe-Ni, Fe-Ni-X).

Etapa IV/2016

Elaborarea şi studiul compactelor nanostructurate tipul (Me1Me2)Fe2O4/ (Fe, aliaj Fe-Ni, Fe-Ni-X).

Studii preliminare pulberi nanostructurate pseudo core-shell de tipul Fe(aliaj Fe-Ni)@ferita

nanometrică (Me1Me2)Fe2O4

2

Diseminarea rezultatelor

1. Cereri/Brevete de invenție

1. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamţu,

Pulbere nanostructurată de tipul Permalloy(Supermalloy)/Rhometal si procedeu de obținere,

Cerere brevet nr. a 2014 00700/19.09.2014, OSIM RO130354-A0,

Derwent Primary Accession Number: 2015-38529G

Prin Hotararea nr. 4/227 din 29.07.2016 OSIM, anexata la finalul raportului, s-a acordat Brevetul:

„Procedeu de obţinere a unei pulberi nanostructurate de tipul Permalloy (Supermalloy)/Rhometal, care

urmează a primi numar şi a fi publicat.

2. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamţu,

Pulberi compozite de tipul fe sau aliaj feromagnetic/ferită magnetic moale cu structură de tipul pseudo

„core-shell” și procedeu de obținere

Cerere brevet nr. A/10083/2015/18.12.2015, OSIM

2. Lucrări publicate sau ȋn curs de publicare

A. Lucrări publicate în reviste cotate ISI: 5

1. I. Chicinaş, T.F. Marinca, B.V. Neamțu, P. Pascuta, V. Pop

Thermal stability of the manganese-nickel mixed ferrite and iron phases in the

Mn0.5Ni0.5Fe2O4/Fe composite/nanocomposite powder

Journal of Thermal Analysis and Calorimetry, 118 (2014) 1269–1275 DOI:

10.1007/s10973-014-3961-6

FI = 2,206, SRI = 0,507

2. I. Chicinaş, T.F. Marinca, B.V. Neamţu, F. Popa, O. Isnard, V. Pop

Synthesis, structural and magnetic properties of nanocrystalline/nanosized

manganese-nickel ferrite – Mn0.5Ni0.5Fe2O4

IEEE Trans Magn, 50(4) (2014) 2800704, DOI: 10.1109/TMAG.2013.2285246

FI = 1,213, SRI = 0,803

3. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamţu

Rhometal interface in pseudo-core shell powders like Permalloy/Rhometal

Applied Surface Science, 358 (2015) 627–633, doi:10.1016/j.apsusc.2015.08.253,

FI = 2.711, SRI = 1,37997

4. T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, B.V. Neamţu

Nanocrystalline/nanosized manganese substituted nickel ferrites –Ni1−xMnxFe2O4

obtained by ceramic-mechanical milling route

Ceramics International, 42 (2016) 4754-4763, doi:10.1016/j.ceramint.2015.11.155

FI = 2.605, SRI = 3,63177

3

5. Calin-Virgiliu Prica, Traian Florin Marinca, Florin Popa, Niculina Argentina

Sechel, Olivier Isnard, Ionel Chicinaş,

Synthesis of nanocrystalline Ni3Fe powder by mechanical alloying using an extreme

friction mode,

Advanced Powder Technology 27 (2016), 395-402,

http://dx.doi.org/10.1016/j.apt.2016.01.018

B. Lucrări publicate în reviste din strainătate indexate ȋn BDI: 3

1. I. Chicinaş, T.F. Marinca, B.V. Neamţu, F. Popa, O. Isnard

Nanocrystalline/nanosized mixed nickel-manganese ferrites obtained by mechanical

milling

Solid State Phenomena Vol. 216 (2014) pp 243-248, indexată ISI Proceedings

2. C.D. Stanciu, F. Popa, I. Chicinaş, O. Isnard

Synthesis of the Fe-6.5% wt. Si alloy by mechanical alloying

Advanced Engineering Forum Vol 13 (2015) pp 109-113,

doi:10.4028/www.scientific.net/AEF.13.109, indexată Scopus

3. C.V. Prică, C.D. Stanciu, F. Popa, I. Chicinaş

The influence of milling conditions on the Ni3Fe alloyed powder

Advanced Engineering Forum Vol 13 (2015) pp 75-82

doi:10.4028/www.scientific.net/AEF.13.75, indexată Scopus

C. Lucrări prezentate/publicate la conferințe internaționale: 8

1. I. Chicinaş, T.F. Marinca, B.V. Neamţu, F. Popa, V. Pop, O. Isnard, V.F. Tarţa

Producing of NiFe2O4/(metal, alloy) nanocomposite/composite powders and

compacts by mechanical milling and spark plasma sintering

Proc. Materials Science & Technology Conference, oct. 2013, Montreal, Canada –

prezentare orală, CD

2. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamţu, V. Pop, P. Pascuta,

Production of Nanostructured Powders like Permalloy (Supermalloy)/Rhometal

Type

Proc. EuroPM 2014 European Powder Metall. Congress, Sept 2014, Salzburg,

Austria, CD

Prezentare poster

3. I. Chicinaş

Soft magnetic nanocrystalline/nanostructured powders and compacts obtained by

mechanosynthesis

Prezentare proiect - Salonul Cercetării Românești, Bucureşti, 15-18 oct. 2014

Prezentare poster

4. I. Chicinaş , T.F. Marinca, B.V. Neamtu, F. Popa, V. Pop, O. Isnard

Matériaux nanocomposites/nanostrucurés de type MeFe2O4/(Métal, alliage)

obtenus par broyage mécanique de haute énergie et frittage flash

Congres Materiaux 2014-Matériaux fonctionnels, Montpellier, Franța, 24-28 nov.

2014

4

Prezentare orală

5. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamtu, V. Pop, O. Isnard

Production de poudres nanostructurés de type Permalloy/Rhometal

Congres Materiaux 2014-Matériaux fonctionnels, Montpellier, Franța, 24-28 nov.

2014

Prezentare poster

6. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamțu, V. Pop

Rhometal interface in pseudo-core shell powders like permalloy/rhometal type

9th International Conference on Materials Science & Engineering, BRAMAT 2015

Braşov, Romania, 5-7 martie 2015

Prezentare orală

7. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamţu, O. Isnard, V. Pop,

Pseudo core-shell powders like Permalloy/Rhometal type,

7th International Workshop on Amorphous and Nanostructured Magnetic Materials -

ANMM 2015, 21-24 September 2015, Iaşi, România.

Prezentare poster

8. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamţu, O. Isnard

Pseudo core-shell powders like Permalloy/Rhometal type

8th Joint European Magnetic Symposia, JEMS 2016, 21-26 August 2016, Glasgow, UK

Prezentare poster

5

Etapa I/2013

Obiectivele generale si obiectivele etapei I

OBIECTIVUL 1: Pulberi nanocristaline/nanostructurate și compacte sinterizate de tipul Permalloy

(Supermalloy)/Rhometal.

OBIECTIVUL 2: Pulberi și compacte nanocompozite (Me1Me2)Fe2O/(Fe, aliaj Fe-Ni).

Obiectivele etapei I (sept-dec 2013) au fost:

1.Pulberi nanocristaline/nanometrice de ferita simplă şi mixtă

2. Pulberi nanocristaline de tipul Permalloy şi Supermalloy

3. Dezvoltare infrastructura de cercetare. Diseminare rezultate.

6

1. Introducere

Materialele magnetice nanocristaline/nanostructurate prezintă proprietăți magnetice interesante, atât

din punct de vedere al cercetării fundamentale, cât şi pentru aplicații [1-5]. Materialele nanocristaline sunt, în

general, materiale în care dimensiunea cristalitelor este mai mică de 100 nm, aceasta oferind acestor materiale

un comportament diferit față de corespondentele lor masive. Proprietățile extraordinare ale materialelor

magnetice moi nanocristaline (permeabilitate foarte mare, coercitivitate foarte mică) au fost explicate de către

Herzer [6, 7] ȋn modelul anizotropiei aleatoare. Dacă dimensiunea cristalitelor este mai mică decât lungimea

interacțiunii de schimb, D < Lex, atunci are loc o mediere a anizotropiei magnetice peste un număr de

nanocristalite, ceea ce conduce la o dependență de tipul D6 pentru câmpul coercitiv și o dependență de tipul

D-6 pentru permeabilitate. O sinteza asupra materialelor magnetice nanocristaline se găseşte ȋn Ref [8].

În prezent, alierea/măcinarea mecanică este una dintre cele mai folosite metode pentru a produce

materiale nanocristaline/nanostructurate [9, metoda cunoscând ȋn ultima decadă a cunoscut o dezvoltare

rapidă, în special ca urmare a cooperării între fizicieni, chimiști și ingineri din domeniul științei materialelor,

ceea ce a oferit posibilitatea de a obține o mare varietate de microstructuri [10-13].

Cercetările efectuate pentru obținerea feritelor prin mecanosinteză, precum și pentru caracterizarea

feritelor sunt prezentate în ref. [14-20]. În general, feritele măcinate au o dimensiune de particulă mai mică de

10 nm și magnetismul feritelor nanostructurate a fost asociat cu efectul configurației de spini înclinați și al

super paramagnetismului [21-24]. Feritele moi prezintă o rezistivitate electrică foarte mare, putând fi astfel

utilizate în câmpuri de frecvență înaltă dar, dezavantajul lor principal constă în faptul că au permeabilitatea și

remanența magnetică mici. Pe de altă parte, metalele tranziționale şi aliajele acestora (Fe, Ni, Permalloy și

Supermalloy) au permeabilitatea și inducția magnetică mai mari decât ale feritelor. Este de așteptat ca

obținerea pulberilor nanocompozite (MeFe2O4/(Fe, Ni, Fe-Ni-X) în care există cuplaj magnetic de schimb

între ferite și metalul de tranziție/aliajul magnetic să poată combina valorile mari ale permeabilității și inducției

aliajului (metalului de tranziție) cu valoarea mare a rezistivității feritei. Astfel de materiale nanocompozite ar

putea fi utilizate, ca și feritele, la frecvențe înalte, dar având proprietăți magnetice apropiate de cele ale

aliajelor magnetice.

Problema constă în obținerea componentelor prin aliere mecanică, urmată de recoacere și distribuirea

omogenă la scară nanometrică a celor două faze, realizându-se astfel cuplarea magnetică ȋntre ele. Există

câteva rezultate referitoare la sinteza nanocompozitelor de tipul oxizi/fier sau ferite/aliaj, dar scopurile

producerii acestora, precum și rezultatele sunt foarte diferite [26-30].

2. Rezultate experimentale şi discuții

2.1. Ferite policristaline şi nanocristaline/nanometrice

2.1.1 Studii structurale prin difractometrie cu raze X

Investigațiile prin difractometrie cu raze X au fost realizate pentru toate cele patru seturi de probe de

ferite mixte de nichel-mangan (Ni1-xMnxFe2O4 ). În toate cele 4 cazuri pentru proba ceramică se remarcă

maxime bine definite caracteristice structurii spinel, deci feritele au fost obţinute cu succes prin metoda

ceramică. Aceste materiale fiind în stare policristalină. Măcinarea duce la o lărgire a maximelor de difracţie

7

ca urmare a inducerii de tensiuni interne în material şi a reducerii dimensiunii cristalitelor. După doar 15

minute de măcinare feritele sunt în stare nanocristalină, dimensiunea cristalitelor fiind mai mică de 20 de nm.

Creșterea timpului de măcinare duce la o scădere a dimensiunii grăunţilor cristalini, astfel după 120 de minute

de măcinare feritele au o dimensiune a cristalitelor de 6-8 nm. Parametrul de reţea în cazul feritei mixte de

nichel-mangan - Ni0,5Mn0,5Fe2O4 este de 8.38 Å. Parametrul de reţea al feritelor este dependent de concentraţia

de nichel şi mangan din compus.

2.1.2. Stabilitatea termică a feritelor obținute

Probele au fost investigate și prin DSC. Schimbarea capacităţii calorice este asimilată cu un efect

endotermic ce poate fi observat pe fiecare curbă de încălzire în jurul valorii de 400 °C. Confirmarea atribuirii

corecte a acestui efect temperaturii Néel este dată de apariţie unui efect exoterm in jurul acestei valori pe

curbele de răcire (nu sunt prezentate aici). Acest efect este asociat cu temperatura Néel a feritelor mixte de

Ni-Mn. Acest fenomen este deplasat spre valori mai mici pe măsură ce timpul de măcinare creşte. Temperatura

Néel descreşte cu 15 °C după 120 de minute de măcinare. Această descreştere a temperaturii Néel odată cu

creşterea timpului de măcinare este tipică măcinării mecanice.

2.1.3. Studiul morfologiei particulelor şi distribuției granulometrice a pulberilor

Distribuţia particulelor sugerează existenţa particulelor de dimensiune nanometrică. Într-adevăr,

procesul de măcinare mecanică poate duce la apariţia particulelor nanometrice prin reducerea dimensiunii

particulelor probelor ceramice. Existenţa particulelor foarte fine este asociată cu o suprafaţă specifică foarte

mare şi cu efecte puternice de suprafaţă. Corelând distribuţia particulelor, dimensiunea acestora rezultată în

urma investigaţiilor cu lasar cu rezultatele obţinute prin difractometria cu raze X se poate spune că pulberea

este formată din particule mai mari nanocristaline şi particule foarte fine de dimensiune nanometrică. Se poate

remarcă, că pentru fiecare timp de măcinare parametrul D50 este de aproximativ 3 μm: 3,36 μm după 15 minute,

2,91 μm după 30 de minute, 3,25 după 60 de minute şi 3,05 μm după de 120 minute de măcinare. Parametrul

D10 este mic pentru fiecare timp de măcinare şi descreşte odată cu creşterea timpului de măcinare.

Din imaginile SEM se poate remarca microstructura specifică materialelor ceramice de tipul ferită

obţinute prin sinterizare la temperatură înaltă. Probele constau în grăunţi neuniformi de dimensiuni cuprinse

între câţiva micrometri până la zeci de micrometri. In imaginea la mărire x5,000 se poate remarca un grăunte

cristalin ce are un diametru de 15-20 μm. Cristalitul are o formă octahedrală neregulată. Proba ceramică de

Ni0.5Mn0.5Fe2O4 prezintă cristalite de ordinul micrometrilor asemănător cu cea de Ni0.5Mn0.5Fe2O4 prezentată

anterior. Imaginile SEM obţinute pe probele măcinate prezintă particule cu o formă neregulată a căror

dimensiune variază de la nanometri la zeci de micrometri. Particulele de ordinul zecilor de micrometri sunt

particule rezultate prin sudarea la rece pe parcursul măcinării mecanice a unor particule mai mici. Investigaţiile

SEM vin să confirme că probele măcinate sunt alcătuite din particule cu dimensiuni nanometrice şi particule

mai mari de ordinul micronilor. Prin corelarea investigaţiilor prin difractometrie cu raze X se poate spune că

particulele de ordinul micrometrilor sunt alcătuite din nanocristalite.

8

2.1.4. Proprietățile magnetice ale pulberilor de ferită

Curbele de primă magnetizare înregistrate la 300 K pentru probele de ferită de nichel-mangan,

Ni0.5Mn0.5Fe2O4, măcinate şi nemăcinate au fost analizate. Proba ceramică prezintă un comportament tipic

pentru un material feromagnetic/ferimagnetic. Se remarcă efectul oarecum negativ al procesului de măcinare

asupra caracteristicilor magnetice. Magnetizarea descreşte odată cu creşterea timpului de măcinare şi tinde să

devină nesaturată. Magnetizarea nesaturată sugerează existenţa în material a unor particule foarte fine

superparamagnetice alături de cele ferimagnetice. Descreşterea magnetizării şi a permebilităţii magnetice

odată cu creşterea timpului de măcinare este explicată în principal prin creşterea densităţii defectelor şi a

tensiunilor interne induse de către procesul mecanic.

Evoluţia magnetizării spontane şi a celei de saturaţie în funcţie de timpul de măcinare a fost și ea

studiată. Se poate observa că atât magnetizarea de saturaţie, cât şi magnetizarea spontană prezintă o descreştere

odată cu creşterea timpului de măcinare. Magnetizarea de saturaţie scade de la 2.42 μB/moleculă (proba

ceramică) până la 1.24 μB/moleculă pentru proba măcinată timp de 120 de minute. O descreştere şi mai mare

se poate observa în cazul magnetizării spontane. Aceasta descreşte de la 2.41 μB/moleculă (proba ceramică)

până la 1,13 μB/moleculă pentru proba măcinată timp de 120 de minute. Descreşterea magnetizării este

atribuită schimbărilor structurale, dezordinii structurale, induse de către măcinarea mecanică. Măcinarea

mecanică duce la redistribuirea cationilor în structura spinel şi aceasta reordonare poate să aibă ca şi efect o

diminuare a magnetizării materialului. De asemenea măcinarea mecanică duce la o înclinare a spinilor

magnetici la suprafaţa particulelor. Acest efect se prezumă a fi important de vreme ce distribuţia particulelor

a evidenţiat o suprafaţă specifică foarte mare a particulelor. Acestă suprafaţă creşte odată cu creşterea timpului

de măcinare. Înclinarea spinilor magnetici poate să fie cauza majoră a creşterii raportului magnetizare de

saturaţie/magnetizare spontană când timpul de măcinare creşte. Magnetizarea de saturaţie a feritei mixte de

nichel-mangan Ni0.5Mn0.5Fe2O4 este după cum era de aşteptat mai mare comparativ cu cea a feritei de nichel

(2 μB/moleculă) şi mai mică în comparaţie cu cea feritei de mangan (5 μB/moleculă).

2.2. Pulberi nanocristaline de Ni3Fe şi Supermalloy

Cercetările privind producerea pulberilor nanocristaline de Ni3Fe şi Supermalloy prin măcinare umedă

şi uscat au avut drept scop producerea acestor pulberi cu caracteristici structurale şi morfologice potrivite

pentru utilizarea lor ca şi precursori pentru cercetările din etapele următoare ale proiectului privind producerea

materialelor nanocompozite. Ca urmare s-a urmărit mai puțin studiul influenței parametrilor de producere

asupra formării aliajelor (lucru cunoscut din cercetările anterioare) şi mai mult obținerea caracteristicilor

morfologice şi structurale necesare.

2.2.1 Caracterizare structurală şi morfologică

Evoluția comparativă maximelor de difracție cu timpul de măcinare pentru pulberile Ni3Fe obținute

prin aliere mecanică umedă, respectiv uscată, arată că maximele obţinute pe pulberea aliată mecanic umed

sunt deplasate mai mult înspre unghiuri mai mici, evidențiind astfel că alierea mecanică umedă este mai

eficientă decât alierea mecanică uscată. Tratamentul termic de recoacere compensează această diferența.

Astfel, difracția de raze X a confirmat că prin măcinare uscată sau umedă formarea compusului Ni3Fe se obține

aproximativ ȋn aceleaşi condiții de timp de măcinare şi condiții de tratament termic, adică 2 h măcinare, urmată

de recoacere la 350 °C timp de 4 ore.

In ce priveşte aliajul Supermalloy 79Ni16Fe5Mo, acesta se obține după 6 ore de măcinare umedă,

urmată de recoacere la temperatura de 350 °C timp de 4 ore.

9

Influența măcinării umede sau uscate asupra morfologiei particulelor de pulbere este ȋnsă hotărâtoare

atunci când se doreşte obținerea unei pulberi mai fine sau a unei pulberi mai grobe. Astfel s-a dovedit că ȋn

cazul alierii mecanice a materialelor ductile ȋn măcinarea uscată sunt predominante procesele de sudare la

rece, astfel că aceasta prezintă dezavantajul obținerii unor pulberi de granulație mare.

Distribuțiile granulometrice determinate cu Analizorul laser de particule arată clar diferența ȋntre

alierea mecanică umedă şi alierea mecanică uscată, din punctul de vedere al morfologiei particulelor. Se poate

observa ca pulberea aliată mecanic uscat are diametru caracteristic D50 de cca 9 ori mai mare decât pulberea

obținută prin aliere mecanică umedă.

2.2.2. Proprietățile magnetice ale pulberilor Ni3Fe şi Supermalloy

Studiul proprietăților magnetice ale pulberilor elaborate ȋn cadrul acestei etape a avut drept scop doar

confirmarea rezultatelor anterioare obținute pe pulberile aliate mecanic. Astfel s-a pus ȋn evidență scăderea

magnetizării pulberilor Ni3Fe obținute prin aliere mecanică umedă, fapt explicat anterior prin introducerea de

defecte anti-site ȋn structura pulberilor şi prin prezența unei cantități de benzen (cantitate cu atât mai mare cu

cât timpul de măcinare creşte. Efectuarea unui tratament termic de recoacere la 350 °C timp de 4 ore ȋn vid

duce la restabilirea proprietăților magnetice ale pulberii.

Rezultate similare privind influența timpului de măcinare şi a tratamentului termic de recoacere asupra

proprietăților magnetice au fost obținute şi pe pulberea de Supermaloy (79Ni16Fe5Mo) obținută prin aliere

mecanică umedă.

3. Concluzii

Cercetările ȋn cadrul prezentei etape au avut drept obiectiv obținerea precursorilor pentru cercetările

din etapele II şi III privind pulberile şi compactele nanocompozite. Astfel au fost obținute, pe baza experienței

anterioare a membrilor echipei proiectului, cât şi prin cercetări proprii acestei etape următoarele tipuri de

pulberi:

Pulberi de ferite mixte policristaline din sistemul NixMn1-xFe2O4 obținute prin metoda ceramică la

compozițiile: NiFe2O4, Ni0,7Mn0,3Fe2O4, Ni0,5Mn0,5Fe2O4 şi Ni0,3Mn0,7Fe2O4.

Pulberi de ferite mixte din sistemul NixMn1-xFe2O4 ȋn stare nanocristalină/nanometrică, prin

măcinarea mecanică a pulberilor policristaline respective obținute prin metoda ceramică;

Pulberi nanocristaline de Ni3Fe şi Supermalloy prin măcinare umedă şi uscată, cu distribuție

granulometrică controlată

Studiul influenței condițiilor de măcinare asupra caracteristicilor morfologice, structurale şi asupra

proprietăților magnetice ale feritelor şi pulberilor de Ni3Fe şi Supermalloy elaborate au arătat următoare:

Pulberile de ferită sunt formate din particule cu o formă neregulată a căror dimensiune variază de la

nanometri la zeci de micrometri. Corelarea investigaţiilor SEM cu cele de difracție cu raze X a dus

la concluzia că particulele de ordinul micrometrilor sunt alcătuite din nanocristalite

Comportarea magnetică a feritelor nanocristaline/nanometrice poate fi explicată prin schimbările

structurale induse ȋn timpul măcinării, prin redistribuirea cationilor în structura spinel, prin apariția

configurațiilor de spini ȋnclinați (spin canted) şi efecte de superparamagnetism ȋn particulele

nanometrice

Prin măcinare mecanica umedă se poate controla distribuția granulometrică a pulberilor de Ni3Fe şi

Supermalloy

10

Creşterea timpului de măcinare duce la scăderea magnetizării spontane, ca urmare a introducerii de

defecte anti-site ȋn structura pulberilor şi prin prezența unei cantități de benzen (ȋn particulele de

pulbere

Efectuarea unui tratament termic de recoacere la 350 °C timp de 4 ore duce la restabilirea

proprietăților magnetice ale pulberilor

Cercetările efectuate ȋn cadrul prezentei etape au arătat ca putem obține cantitățile necesare de pulberi

precursoare ȋn condiții şi cu proprietăți morfologice, structurale şi magnetice reproductibile, ȋn scopul utilizării

lor ȋn etapele ulterioare ale proiectului, la producere de pulberi şi compacte nanocompozite.

Menţiuni speciale

1. O parte din măsurătorile magnetice au fost realizate în cadrul stagiului de măsurători efectuat de către

Traian Florin Marinca la Institut Neel, Grenoble, Franţa, graţie colaborării cu profesorul Olivier Isnard.

2. Pe durata desfăşurării etapei I a fost extinsă colaborarea cu grupul prof. Peter Kolar şi Jan Füzer de la

Institut of Physics, Šafarik University din Košice, Slovakia, ȋn ideea realizării de pulberi şi compacte

compozite de tipul ferită/aliaj Vitroperm. Au fost făcute primele ȋncercări, iar membrii ai echipei proiectului

au făcut o vizită la partenerii noștri slovaci, ocazie cu care directorul proiectului a prezentat un seminar cu

tema: „Nanocrystalline/nanostructured soft magnetic powders and compacts produced by

mechanosynthesis and specific compaction methods”.

Rezultatele obţinute în cadrul etapei unice pentru anul 2013, coroborate şi cu rezultate anterioare,

precum şi cu rezultate preliminare pentru etapele următoare ale proiectului, au fost valorificate prin 4 lucrări

științifice comunicate si publicate sau aflate ȋn curs de publicare, după cum urmează:

1. I. Chicinaş, T.F. Marinca, B.V. Neamțu, F. Popa, V. Pop,

Thermal stability of the manganese-nickel mixed ferrite and iron phases in the Mn1-xNixFe2O4/Fe

composite/nanocomposite powder, Prezentare orală la 2nd Central and Eastern European Conference on

Thermal Analysis and Calorimetry (CEEC-TAC2)”, 27-30 August 2013, Vilnius, Lituania, J. Thermal

Analysis and Calorimetry, sub recenzie

2. I. Chicinaş, T.F. Marinca, B.V. Neamțu, F. Popa, O. Isnard, V. Pop,

Synthesis, Structural and Magnetic Properties of Nanocrystaline/Nanosized Manganese-Nickel Ferrite - Mn1-

xNixFe2O4, prezentare poster la “Soft Magnetic Materials 21”, SMM 21, 1-4 sept. 2013, Budapesta, Ungaria

IEEE Trans Magn (2013), DOI: 10.1109/TMAG.2013.2285246, acceptată, sub tipar

3. I. Chicinaş, T.F. Marinca, B.V. Neamţu, F. Popa, O. Isnard

Nanocrystalline/nanosized mixed nickel-manganese ferrites obtained by mechanical milling

Prezentare poster - Advanced Materials ans Structures AMS ’13, 24-25 Oct. 2013, Timişoara,

Solid State Phenomena, sub recenzie

4. I. Chicinaş, T.F. Marinca, B.V. Neamțu, F. Popa, V. Pop, O. Isnard, V.F. Tarța,

Producing of NiFe2O4/(Metal, Alloy) Nanocomposite/Composite Powders and Compacts by Mechanical

Milling and Spark Plasma Sintering Prezentare orală – Materials Science & Technology, MS&T ’13, 27-31

Oct. 2013, Montreal, Canada, Publicată ȋn proceedings (pe CD)

11

Referințe:

1. O. Gutfleisch, A. Bollero, A. Handstein, D. Hinz, A. Kirchner, et al, J. Magn. Magn. Mater. 242-245, 1277

(2002).

2. R. Hasegawa, J. Magn. Magn. Mater. 304, 187 (2006).

3. G.C. Hadjipanayis, J. Magn. Magn. Mater. 200, 373 (1999).

4. Y.Yoshizawa, S.Oguma, K.Yamauchi, J. Appl.Phys.64, 6044 (1988).

5. G. Herzer et al., J. Magn. Magn. Mater. 294, 152 (2005).

6. G. Herzer, IEEE Trans. Magn. MAG-25 (1989) 3327; IEEE Trans. Magn. MAG-26 (1990) 1397, Mater.

Sc. Eng. A133 (1991), 1-5, Physica Scripta, T49, 307-3014 (1993)

7. G. Herzer, Nanocrystalline Soft Magnetic Alloys, in Handbook of Magnetic Materials, Ed. by K.H.J.

Buschow, Elsevier Science BV, Amsterdam-Lausanne, 415,(1997)

8. R. Skomski, J. Phys.: Condens. Matter., 15, R841 (2003)

9. K. Lu, Mater. Sci. Eng. R16, 161-221 (1996)

10. C. Suryanarayana, Progr. Mater. Sc., 46, 1 (2001)

11. A. Arrott, Nanostruct. Mater., 12,1135 (1999)

12. D.L. Zhang, Progr. Mater. Sc., 49, 537 (2004)

13. E. Gaffet, G. Le Caër, Mechanical Processing for Nanomaterials, in Enciclopedia of Nanoscience and

Nanotechnology, Ed by H.S. Nalwa, American Scientific Publishers, 2004, Vol. X, p. 1-39

14. V. Šepelák, I. Bergmann, S. Kips, K.D. Becker, Z. Anorg. Allg. Chem. 631, 993 (2005).

15. I. Chicinas, J. Optoelectron. Adv. Mater. (2006), 8, 439 (2006),

16. G.F. Goya, H.R. Rechenberg, J. Phys.: Condens. Mater. 10, 11829 (1998).

17. G.F. Goya, H.R. Rechenberg, J.Z. Jiang, J. Appl. Phys. 84, 1101 (1998).

18. J.Z. Jiang, G.F. Goya, H.R. Rechenberg, J. Phys.: Condens. Mater. 11, 4063 (1999).

19. F. Padella, C. Alvani, A. La Barbera, G. Ennas, R. Liberatore, F. Varsano, Mater. Chem. Phys. 90, 172

(2005).

20. M. Menzel, V. Šepelák, K.D. Becker, Solid State Ionics 141-142, 663 (2001).

21. V. Šepelák, D. Baabe, D. Mienert, D. Schultze, et al., J. Magn Magn. Mater. 257, 377 (2003).

22. S. D. Shenoy, P. A. Joy, M. R. Anantharaman, J. Magn. Magn. Mater. 269, 217 (2003).

23. S. Ozcan, B. Kaynar, M. M. Can, T. Firat, Mater. Sci. Eng. B 121, 278 (2005).

24. V. Šepelák, I.Bergmann, A. Feldhoff et al., J. Phys. Chem. C, 111, 5026 (2007)

25. K. Asaka, C. Ishihara, Hitachi Powdered Metals Technical Report, 4, 1 (2005)

26. J. Moulin, Y. Champion, L. K. Varga, J.-M. Grenèche, F. Mazaleyrat, IEEE Trans Magn. 38, 5 (2002)

27. J. Moulin, PhD Thesis, ENS de Cachan (2001)

28. M. Ammar, PhD Thesis, ENS de Cachan (2007)

29. J. Ding, W.F. Miao, R. Street and P.G. McCormick, Scripta Mater. 35, 1307 (1996)

30. J. Xiang, X. Shen, F. Song, M. Liu, G. Zhou, Y. Chu, Mater. Res. Bull.,

doi.org/10.1016/j.materresbull.2010.11.004

31. T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, V. Popescu, J. American Ceramic Society, DOI:

10.1111/jace.12043, 96 [2] 469–475 (2013)

32. T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, Journal of Thermal Analysis and Calorimetry, DOI:

10.1007/s10973-012-2289-3, 110 (2012) 301–307

33. T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, Ceramics International, doi:10.1016/j.ceramint.2011.10.026, 38

(2012) 1951–1957

12

34. T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, V. Pop, F. Popa, Journal of Alloys and Compounds, 509 (2011)

7931– 7936

35. T.F. Marinca, I. Chicinaş, O. Isnard, Ceramics International, 2012, DOI: 10.1016/j.ceramint.2012.10.274

36. I. Chicinas, V. Pop, O. Isnard, J. Magn. Magn. Mater 242-245, 885 (2002)

37. I. Chicinas, V. Pop, O. Isnard, J.M. Le Breton, J. Juraszek, J. Alloy. Compd. 352, 34 (2003)

38. I. Chicinas, V. Pop, O. Isnard, J. Mater. Sci. 39, 5305 (2004)

39. O. Isnard, V. Pop, I. Chicinas, J. Magn. Magn. Mater., 290-291, 1535 (2005)

40. F. Popa, O. Isnard, I. Chicinas, V. Pop, J. Magn. Magn. Mater. 316, e900 (2007)

41. B. V. Neamtu, O. Isnard, I. Chicinas, V. Pop, IEEE Trans Magn. 46, 424 (2010).

42. B.V. Neamtu, I. Chicinas, O. Isnard, F. Popa, V. Pop, Intermetallics, 19, 19 (2011).

43. B. V. Neamtu, O. Isnard, I. Chicinas et al., Mater. Chem. Phys. 125, 364 (2011).

44. B. V. Neamtu, O. Isnard, I. Chicinas, V. Pop, J. Alloy. Compd. 509, 3632 (2011)

45. F. Popa, O. Isnard, I. Chicinaş, V. Pop, J. Magn. Magn. Mater. 322, 1548 (2010)

46. V. Pop, O. Isnard, I. Chicinas, J. Alloy. Compd. 361, 144 (2003)

47. Z. Sparchez, I. Chicinas, O. Isnard, V. Pop, F. Popa, J. Alloy. Compd. 434–435, 485 (2007)

48. F. Popa, O. Isnard, I. Chicinaş, V. Pop, J. of Alloys and Compounds, 554 (2013) 39-44

49. J.M. Le Breton, O. Isnard, J. Juraszek, V. Pop, I. Chicinaş, Intermetallics, 35 (2013) 128-134

13

Etapa II/2014

Obiectivele generale si obiectivele etapei II

OBIECTIVUL 1: Pulberi nanocristaline/nanostructurate și compacte sinterizate de tipul Permalloy

(Supermalloy)/Rhometal.

OBIECTIVUL 2: Pulberi și compacte nanocompozite (Me1Me2)Fe2O/(Fe, aliaj Fe-Ni).

Obiectivele etapei II (ian-dec 2014) au fost:

1. Pulberi nanostructurate pseudo core-shell de tipul Permalloy (Supermalloy)@aliaj Rhometal

2.Compacte nanostructurate de tipul Permalloy (Supermalloy)/Rhometal obținute prin sinterizare ȋn plasmă

(SPS). Încercări preliminare

3. Dezvoltarea resursei umane. Diseminare rezultate.

14

1. Introducere.

Aliajele policristaline din sistemul Ni-Fe, cu o compoziție de 50-80 % Ni sunt generic cunoscute ca

aliaje Permalloy. Compusul intermetalic Ni3Fe este unul din aceste aliaje cu excelente proprietăți de material

magnetic moale (magnetizare bună, permeabilitate magnetică foarte mare), datorită faptului că ȋn jurul acestei

compoziții constantele de magnetostricțiune şi de anizotropie magnetocristalină trec prin zero [1-5]. Alierea

mecanică s-a dovedit o tehnică potrivită pentru obținerea compusului intermetalic Ni3Fe ȋn stare nanocristalină

[6-10], cât şi a aliajelor de tip Supermalloy [11-13]. Pulberile nanocristaline de tipul Ni3Fe au fost folosite

pentru a realiza materiale compozite de tipul pulbere feromagnetică-dielectric [14-16].

Creşterea conținutului de Fe ȋn aliajele Ni-Fe duce la creşterea rezistivității electrice, cea mai mare

rezistivitate electrică fiind pentru un conținut de 64 % Fe, compoziție la care s-a dezvoltat aliajul clasic numit

Rhometal [4, 17]. Dezvoltarea unui material compozit de tipul Permalloy/Rhometal, ȋn care clusteri de

Permalloy (Supermalloy) să fie acoperiți cu un strat subțire de aliaj Rhometal ar putea combina caracteristicile

magnetice foarte bune ale Permalloy-ului cu rezistivitatea ridicată a aliajului Rhometal.

Scopul obținerii acestei pulberi pseudo „core-shell” este de a fi utilizate la fabricarea miezurilor

magnetice cu proprietăți bune de material magnetic moale şi ȋn acelaşi timp cu o rezistivitate electrică ridicată,

pentru a putea fi utilizate ȋn curent alternativ la frecvențe medii.

2. Rezultate şi discuții

2.1. Studiul structural şi morfologic al puberilor compozite Permalloy@Rhometal

Difractogramele pulberii compozite Ni3Fe+Fe (cu 30% Fe) obținute la diferite temperaturi de tratament

termic, relevă păstrarea fazelor Fe şi Ni3Fe ȋn pulberea compozită pentru fiecare temperatură de tratament

termic. Se observă că raportul ariilor picurilor principale ale celor 2 faze se modifică funcție de temperatura

de TT. Aceasta se datorează difuziei care apare la interfața dintre cele 2 faze, cu formarea fazei Rhometal, așa

cum va fi arat mai încolo prin analizele EDX.

Din imaginele SEM se poate observa că particulele sunt formate dintr-un miez acoperit de un strat de

particule mai fine. După morfologia particulelor se poate spune că miezul este reprezentat de particulele de

Ni3Fe iar stratul exterior de particulele fine de fier carbonil. În timpul tratamentului termic, particulele fine de

fier s-au lipit/sudat de particulele mai mari de Ni3Fe, ceea ce a condus la realizarea acestui tip de particule de

tip ”core-shell”. Se poate observa că forma particulelor compozite este similară indiferent de temperatura de

tratament termic. Se observă de asemenea că în cazul tratamentului termic efectuat la 600 °C, stratul exterior

acoperă mai bine miezul, în comparație cu temperaturile mai mici. Putem concluziona că pentru tratamentul

termic efectuat la 600 °C, ne apropiem cel mai mult de tipul de particule ”core-shell”. La mărirea mai mică

(200x) se observă că la limita particulei mari de Ni3Fe apare un strat de culoare mai închisă, strat care formează

cochilia particulei mari. Mărirea mai mare (10000x) arată că acest strat este format prin sudarea particulelor

mai mici de fier de particula mare de Ni3Fe.

Identificarea fazelor, respectiv a compoziției stratului exterior al particulelor de Ni3Fe a fost făcută

prin microscopie electronică de baleiaj. În urma tratamentului termic efectuat la 600 °C particulele de fier

acoperă mai bine particulele de Ni3Fe, deci realizarea structurii core shell este mai pronunțată.

Pentru a confirma natura stratului care se formează prin difuzia fierului în nichel, au fost realizate

profile de compoziție în zona marginală a particulelor înglobate. Se constată că profilele de compoziție

prezintă o zonă de difuzie la interfața Ni3Fe fier carbonil, deci dovedesc existența unui strat exterior cu

15

rezistivitate electrică diferită, deci realizarea unei structuri de tip ”core-shell”. Analiza chimică efectuată în

zona stratului de difuzie evidențiază o compoziție apropiată de compoziția aliajului Rhometal.

2.2. Studiul structural şi morfologic al compactelor compozite Permalloy@Rhometal

Pulberea compozită a fost sinterizată în plasmă la temperaturi cuprinse între 400 și 900 °C. În difracțiile

de raze obținute pe probele sinterizate se remarcă prezența maximalelor de difracție ale Ni3Fe și Fe indicând

păstrarea fazelor în material după procesul de sinterizare. Nu se remarcă prezența altor faze. Compactele

prelucrate metalografic și analizate prin microscopie electronică de baleiaj, utilizând semnalul de electroni

retroîmprăștiați, pentru a evidenția contrastul de număr atomic. Acest lucru permite evidențierea stratului

exterior particulelor de Ni3Fe și ”vizualizarea” difuziei fierului în Ni3Fe și deci implicit obținerea structurii

”core-shell”.

La temperaturi de sinterizare mici probele prezintă o porozitate, datorită faptului că temperatura nu a

asigurat suficientă energie pentru realizarea unei compactări a materialului. De asemenea odată cu creșterea

temperaturii de sinterizare se constată că stratul de fier care înconjoară particulele de Ni3Fe se reduce ca

dimensiune, iar la temperaturi de sinterizare de 800, 900 °C particulele de Ni3Fe intră în contact. Acest efect

poate fi atribuit difuziei accentuate a fierului în particulele de Ni3Fe.

Difuzia unei părți a nichelului din particulele mari de Ni3Fe se observă la limita particulelor de Ni3Fe

o zonă de nuanță diferită, care confirmă difuzia Ni în Fe. Aceste observații sugerează realizarea unui strat

exterior bogat în fier care înconjoară particulele de Ni3Fe; stratul cu compoziția bogată în Fe are compoziția

apropiată de cea a Rhometalului. Acest efect sugerează formarea de particule de tip ”core-shell”. Confirmarea

difuziei a fost făcută prin studierea profilului de compoziție pentru zona din stratul exterior particulelor de

Ni3Fe. Măsurători ale compoziției în zonele analizate confirmă evoluția profilului elementelor Ni și Fe. Se

observă o scădere a conținutului de fier din zona fierului, spre compoziția Ni3Fe. Se constată de asemenea

existența a două zone, una exterioară, cu conținut de nichel mic, o zonă mediană cu conținut aproape egal de

nichel și fier (zona Rhometal) și zona Ni3Fe (respectiv particule de tip ”core-shell”.

Pentru a confirma distribuția particulelor de Ni și Fe, hărți ale distribuției elementelor au fost realizate.

Hărțile de distribuție confirmă faptul că particulele de Ni3Fe sunt înconjurate de particule de fier, dar și faptul

că pentru temperaturi de sinterizare ridicate, are loc o puternică difuzie a nichelului în fier. Acest lucru este

de așteptat cunoscând afinitatea nichelului pentru fier atunci când cele două elemente se găsesc în contact și

la temperatură ridicată. Combinarea fierului cu nichelul din particulele de Ni3Fe poate fi amplificată de faptul

că particulele de Ni3Fe sunt obținute prin aliere mecanică, deci au mulți atomi în limitele de grăunți (inclusiv

pe suprafața particulei), particulele fiind activate chimic prin măcinare. Hărțile prezentate indică de asemenea

natura de tip ”core-shell” a compactelor obținute prin sinterizare în plasmă.

Evoluția profilului elemental în funcție de temperatura de sinterizare

Pentru identificarea formării stratului de Rhometal la suprafața particulelor, s-a studiat evoluția

concentrației nichelului și fierului la interfața dintre fier și Ni3Fe. Din studiul acestor variații de concentrație

la interfață, s-a calculat distanța de interdifuzie a Fe și a Ni, în funcție de temperatura de tratament termic. Se

constată că are loc o creștere importantă a distanței de difuziune a fierului în particulele de Ni3Fe, pentru

temperaturi de sinterizare cuprinse între 800 °C și respectiv 900 °C, comparativ cu temperaturi sub 700 °C,

unde distanța de difuzie rămâne constantă în limitele de măsură ale metodei. Trebuie menționat că sinterizarea

la temperatura de 900 °C conduce la o sinterizare importantă și a particulelor de fier, care nu mai sunt văzute

16

ca particule individuale cum se întâmpla la temperaturi de sinterizare mai mici. Acestă observație poate fi

similară cu afirmarea că la 900 °C compactul rezultat este format doar din particule de tip ”core-shell”.

Utilizând măsurătorile de compoziție în stratul exterior al particulelor de Ni3Fe s-au obținut valorile pentru

probele sinterizate la temperaturi cuprinse între 400 și 900 °C. Exceptând temperatura maximă, 900 °C, pentru

restul temperaturilor se observă că la limita particulelor de Ni3Fe se formează un strat cu concentrație apropiată

de 50%Ni-50%Fe, concentrație care sugerează formarea, prin difuzie a unui strat de Rhometal pe suprafața

particulelor de Ni3Fe, adică realizarea unor particule de tip ”core-shell”. În cazul probei sinterizate la 900 °C,

difuzia este foarte pronunțată, ceea ce face ca stratul de difuzie să fie foarte mare, cum este ilustrat și de

evoluția concentrației de Fe și respectiv Ni.

2.3. Proprietățile magnetice ale pulberilor compozite Permalloy@Rhometal

In cele ce urmează prezentăm rezultatele măsurătorilor de magnetizare pentru pulberilor compozite de

tip pseudo ”core-shell” obținute prin tratament termic (500 °C). Analiza curbelor de magnetizare indică

evoluția magnetizării probelor între valorile fierului carbonil (cea mai mare valoare) și a compusului

intermetalic Ni3Fe obținut prin aliere mecanică (cea mai mică valoare). Magnetizarea nu prezintă o evoluție

monotonă, pentru conținuturi mari de Ni3Fe (peste 75,6 % masice Ni3Fe); valori pentru care curbele se

grupează la valori apropiate de cele ale compusului intermetalic Ni3Fe. Această evoluție este confirmată de

evoluția magnetizării spontane, calculată utilizând partea în care magnetizarea saturează în câmp magnetic.

Magnetizarea spontană prezintă o scădere bruscă pentru compoziții de peste 75,6 % masice Ni3Fe. Explicația

scăderii pentru conținuturi mari de Ni3Fe și mici de Fe se datorează formării stratului exterior rezistiv de

Rhometal pe suprafața particulelor de Ni3Fe. Trebuie menționat că magnetizarea Rhometalului este mai mică

decât cea a Ni3Fe, valorile obținute fiind în acord cu cantitatea de Rhometal care se formează pe suprafața

particulelor de Ni3Fe, la temperatură de tratament termic constantă, 500 °C. Conform datelor de magnetizare

se poate trage concluzia stratul de Rhometal optim se obține pentru un raport masic între faze de peste 79,1 –

84,1 % Ni3Fe, diferențele de magnetizare datorându-se doar gradului de acoperire al particulelor de Ni3Fe de

către Fe, așa cum s-a evidențiat și din studiul prin microscopie electronică de baleiaj. Totodată această evoluție

nemonotonă a magnetizării confirmă formarea unei structuri de tip ”core-shell” pentru rapoartele masice care

depășesc 75,6 % Ni3Fe.

2.4 Rezultate preliminare privind rezistivitatea electrică a compactelor obținute

Rezultatele preliminare pe compactele sinterizate evidențiază faptul ca prin creşterea temperaturii de

sinterizare şi creşterea densității compactelor sinterizate rezistivitatea electrică scade. S-a obținut astfel o

rezistivitate electrică pentru compactul compozit cu raportul Ni3Fe/Fe de 87,8/12,2 sinterizat la 900 °C, fără

menținere, ȋn valoare de =4.77·10-3 m, mult mai mare decât rezistivitatea electrică a compactelor de Fe

sinterizate (5,9·10-6 Ωm) datorită formarii stratului de Rhometal la interfață.

3. Concluzii

Prin microscopie electronică de baleiaj s-a pus în evidență existența unui strat exterior de care

înconjoară particulele de Ni3Fe, deci realizarea de particule de tip ”core-shell”. Apariția stratului rezistiv se

observă atât pe particule de pulbere tratate termic la temperaturi cuprinse între 500 și 600 °C cât și la compacte

obținute prin sinterizare în plasmă la temperaturi cuprinse între 400 și 900 °C.

17

Compoziția stratului exterior, determinată prin microanaliză de radiații X (EDX), este apropiată de cea

a Rhometalului, sugerând că acest aliaj se formează prin difuzia fierului pe suprafața particulelor de Ni3Fe.

Tratamentul termic pe pulberi, efectuat la 600 °C conduce la o acoperire mai bună a Ni3Fe de către

particulele de fier, deci realizarea structurii core-shell este mai pronunțată.

Probele sinterizate în plasmă formează la limita particulelor de Ni3Fe un strat cu concentrație apropiată

de 50%Ni-50%Fe, concentrație care sugerează formarea, prin difuzie a unui strat de Rhometal pe suprafața

particulelor de Ni3Fe, adică realizarea unor particule de tip ”core-shell”.

Are loc o creștere importantă a distanței de difuziune a fierului în particulele de Ni3Fe, pentru

temperaturi de sinterizare cuprinse între 800 °C și respectiv 900 °C, comparativ cu temperaturi sub 700 °C,

unde distanța de difuzie rămâne constantă în limitele de măsură ale metodei.

Măsurătorile de magnetizare arată că stratul de Rhometal optim se obține pentru un raport masic între

faze de peste 79,1 – 84,1 % Ni3Fe, diferențele de magnetizare datorându-se doar gradului de acoperire al

particulelor de Ni3Fe de către Fe. Totodată această evoluție nemonotonă a magnetizării confirmă formarea

unei structuri de tip pseudo ”core-shell” pentru rapoartele masice care depășesc 75,6 % Ni3Fe.

Rezultatele preliminare pe compactele sinterizate evidențiază creşterea rezistivității electrice datorită

formarii stratului de Rhometal la interfață.

Menţiuni speciale

1. O parte din măsurătorile magnetice au fost realizate în cadrul stagiilor de măsurători efectuate de către

Bogdan Viorel Neamțu şi Florin Popa la Institut Neel, Grenoble, Franţa, graţie colaborării cu profesorul

Olivier Isnard.

2. Pe durata desfăşurării etapei II echipa proiectului a fost completată cu 3 membri tineri, angajați prin

concurs: un doctorand şi 2 studenți din anul IV de la specializarea Știința Materialelor.

BIBLIOGRAFIE

[1]. R. M. Bozorth, Reviews of Modern Physics, 25 (1953) 42–48.

[2]. A.T. English, G.Y. Chin, Journal of Applied Physics, 38(3) (1967) 1183- 1187.

[3]. G. Couderchon, Techniques de l’ingénieur, Traité Génie électrique, D2130 (1994) 1-24.

[4]. B.D. Cullity, C.D. Graham, Introduction to Magnetic Materials, New Jersey, 2nd ed., IEEE Press & Wiley,

2009.

[5]. B.V. Neamţu, I. Chicinaş, O. Isnard, I. Ciascai, F. Popa, T.F. Marinca, Journal of Magnetism and

Magnetic Materials, 353 (2014) 6–10.

[6]. E. Gaffet , Mater. Sci. Eng. A 132 1991181,

[7]. S.D. Kaloshkin, V.V. Tcherdyntsev, I.A. Tomilin,Yu.V. Baldokhin, E.V. Shelekhov, Physica B 299

(2001) 236–241

[8]. I. Chicinaş, V. Pop, O. Isnard, J.M. Le Breton, J. Juraszek, Journal of Alloys and Compounds 352 (2003)

34–40.

[9]. B.V. Neamţu, O. Isnard, I. Chicinas, C. Vagner, N. Jumate, P. Plaindoux, Materials Chemistry and

Physics, 125 (2011) 364–369.

[10]. Kh. Gheisari, Sh. Shahriari, S. Javadpour, Journal of Alloys and Compounds 574 (2013) 71–82.

18

[11]. O. Isnard, V. Pop, I. Chicinas, Journal of Magnetism and Magnetic Materials 290–291 (2005) 1535–

1538

[12]. B.V. Neamtu, O. Isnard, I. Chicinas¸V. Pop, IEEE Transactions on Magnetics, 46 (2010) 424-427

[13]. F. Popa, O. Isnard, I. Chicinas, V. Pop, Journal of Magnetism and Magnetic Materials 316 (2007) e900–

e903

[14]. I. Chicinas, O. Geoffroy, O. Isnard, V. Pop, Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 310 (2007)

2474–2476.

[15]. H.L. Seet, X.P. Li, Z.J. Zhao, L.C. Wong, H.M. Zheng, K.S. Lee, Journal of Magnetism and Magnetic

Materials, 302 (2006) 113-117.

[16]. G. Mandal, V. Srinivab, V.V. Rao, Journal of Alloys and Compounds, 504 (2010) 110–114

[17]. C.W. Chen, Magnetism and Metallurgy of Soft Magnetic Materials, North Holland Publishing Company,

Amsterdam, New York, Oxford,1977.

19

Etapa III/2015

Obiectivele etapei III (ian-dec 2015) au fost:

1. Compacte nanostructurate de tipul Permalloy (Supermalloy)/Rhometal obținute prin sinterizare ȋn plasmă

(SPS)

Continuare din 2014

2. Pulberi nanocompozite de tipul (Me1Me2)Fe2O4/ (Fe, aliaj Fe-Ni, Fe-Ni-X)

3. Dezvoltarea infrastructurii de cercetare şi a resursei umane. Diseminare rezultate.

20

1. Introducere.

Aliajele policristaline din sistemul Ni-Fe, cu o compoziție de 50-80 % Ni sunt generic cunoscute ca

aliaje Permalloy. Compusul intermetalic Ni3Fe este unul din aceste aliaje cu excelente proprietăți de material

magnetic moale (magnetizare bună, permeabilitate magnetică foarte mare), datorită faptului că ȋn jurul acestei

compoziții constantele de magnetostricțiune şi de anizotropie magnetocristalină trec prin zero [1-5]. Alierea

mecanică s-a dovedit o tehnică potrivită pentru obținerea compusului intermetalic Ni3Fe ȋn stare nanocristalină

[6-10], cât şi a aliajelor de tip Supermalloy [11-13]. Pulberile nanocristaline de tipul Ni3Fe au fost folosite

pentru a realiza materiale compozite de tipul pulbere feromagnetică-dielectric [14-16].

Creşterea conținutului de Fe ȋn aliajele Ni-Fe duce la creşterea rezistivității electrice, cea mai mare

rezistivitate electrică fiind pentru un conținut de 64 % Fe, compoziție la care s-a dezvoltat aliajul clasic numit

Rhometal [4, 17]. Dezvoltarea unui material compozit de tipul Permalloy/Rhometal, ȋn care clusteri de

Permalloy (Supermalloy) să fie acoperiți cu un strat subțire de aliaj Rhometal ar putea combina caracteristicile

magnetice foarte bune ale Permalloy-ului cu rezistivitatea ridicată a aliajului Rhometal. Rezultatele anterioare

au arătat că este posibilă obținerea de pulberi nanostructurate de tipul pseudo „core-shell” ȋn care miezul să

fie un aliaj cu proprietăți foarte bune de material magnetic moale (permeabilitate şi inducție remanentă) iar

stratul exterior să fie un aliaj magnetic rezistiv, cum ar fi Rhometalul [18,19].

Pe de altă parte obținerea pulberilor nanocompozite (MeFe2O4/(Fe, Ni, Fe-Ni-X) în care există cuplaj

magnetic de schimb între ferite și metalul de tranziție/aliajul magnetic ar putea combina valorile mari ale

permeabilității și inducției aliajului (metalului de tranziție) cu valoarea mare a rezistivității feritei. Astfel de

materiale nanocompozite ar putea fi utilizate, ca și feritele, la frecvențe înalte, dar având proprietăți magnetice

apropiate de cele ale aliajelor magnetice.

2. Rezultate şi discuții

2.1 Rezultate obținute pe compactele compozite

Înaintea sinterizării s-au realizat analize termice diferențiale. Curbele DSC pentru pulberile compozite

Ni3Fe+Fe pentru trei rapoarte între cele două faze atât pentru încălzire, cât și pentru răcire. Pe curbele de

încălzire se remarcă pentru toate rapoartele patru fenomene majore. Primul fenomen este unul exoterm și este

cauzat de eliminarea tensiunilor interne care sunt în material ca urmare a măcinării mecanice a Ni3Fe. Cel de

al doilea este recristalizarea fazei Ni3Fe și se întinde de la aproximativ 400 la 600 °C. Un alt fenomen ce se

remarcă este o schimbare a pantei și este dat de temperatura Curie a Ni3Fe. O a doua temperatura Curie se

remarcă pe la aproximativ 760 °C și este atribuită temperaturii Curie a fierului. Temperatura este mai scăzută

comparativ cu cea cunoscută de 770 °C. Acest lucru este datorat cel mai probabil difuziei Ni în structura

fierului. Pe curbele de răcire se remarcă doar schimbările în panta dreptei ce indică cele două temperaturi

Curie.

Difractogramele de raze X pentru unele probe supuse analizei DSC până la 900 °C indică formarea a

două noi faze prin interdifuzia Fe și a Ni, unul în structura celuilalt. Se formează astfel o fază Fe10.8Ni cu o

structură cvc o fază Rhometal ce cristalizează atât în cvc cât și în cfc. Formarea fazei Rhometal este pusă în

evidență și pe compactele tratate termic la 900 °C. Analiza EDX pe o linie pe o probă tratată termic la 900 °C

vine să confirme datele furnizate de investigațiile prin difractometrie de raze X. Se deosebesc 4 zone: primele

două Ni3Fe și Ni0,6Fe0,4 sunt apropiate ca și concentrații chimice, interfața Rhometal zona Fe(Ni). Pentru

temperaturi ale tratamentului termic mai mari decât 800 °C Permalloyul nu mai este în stare nanocristalină,

dimensiunea acestuia depășește 100 nm.

21

A fost analizată și dependența lungimii interfeței în funcție de temperatura tratamentului termic. Se

remarcă o puternică creștere a interfeței pentru temperaturi ce depășesc 700 °C.

Curbele de primă magnetizare după un tratament termic la 600 °C pentru diverse rapoarte masice între

cele două faze prezintă, după cum de altfel era de așteptat, o mai mare magnetizare pentru probele cu un

conținut mai mare de fier. Magnetizarea nu depinde doar de cantitățile inițiale ale celor două faze, ci și de

lungimea interfață unde avem o altă fază. Volumul interfeței depinde de raportul celor două faze, de cât de

bine sunt acoperite particulele de Ni3Fe.

Imagini realizate prin microscopie electronică de baleiaj - SEM realizate în modul BEC indică faptul

că particulele de Permalloy sunt izolate una de cealaltă printr-un strat din alt material ce conține Rhometal

independent de temperatura tratamentului termic. Pentru temperatura de sinterizare SPS de 900 °C se poate

identifica stratul de la interfață, stratul de difuziune unde este prezent Rhometal-ul. Particulele de Permalloy

sunt izolate una de cealaltă printr-un strat din alt material ce conține Rhometal și în cazul în care creștem

durata de sinterizare. Se disting zone de culoare deschisă care, zone care în general depășesc 100 μm. Aceste

zone sunt clusterii de Permalloy. Aceste zone sunt puse în evidență și prin analize chimice locale – EDX. Hărți

de distribuție a elementelor chimice Fe și Ni pentru probele sinterizate SPS indică o prezență mai însemnată

a Fe în zonele deschise la culoare, zone în care sunt clusterii de Permalloy. Acest lucru indică și ele o difuzia

atomilor Fe în zonele de Permalloy, și deci o îmbogățire a acestor zone în Fe. Din analiza imaginilor obținute

prin microscopie electronică de baleiaj pentru parametrii de sinterizare (timp de menținere, temperatura și

presiune) diferiți și raportul între Permalloy și Fe în pulberile precursoare variate s-a putut observa faptul că,

avem o porozitate destul de ridicată.

Analizele EDX pe o linie pe probele sinterizate SPS indică lungimi ale interdifuzie de câțiva

micrometri. Aceste lungimi depind de temperatura de sinterizare SPS dacă ceilalți parametri sunt menținuți

constanți. Dacă temperatura și presiunea sunt menținute constante dar se variază timpul de menținere la

temperatura de sinterizare SPS avem și în acest caz variații ale distanței de interdifuzie. Creșterea temperaturii

de sinterizare face ca lungimea interdifuziei să crească exponențial. Odată cu creșterea temperaturii de

sinterizare SPS de la 400 la 900 °C, avem o creștere a distanței interdifuziei de aproape un ordin de mărime,

de la 1 la 9 μm. În cazul creșterii duratei de sinterizare pentru o anumită temperatură se remarcă de asemenea

creșterea distanței de interdifuzie.

În difractograme de raze X pentru probe sinterizate timp de 0 minute la 20 MPa la diverse temperaturi

se remarcă două tipuri de structuri, una cvc și una cfc. Pozițiile maximelor celor două structuri sunt deplasate

comparativ cu pozițiile maximelor celor două structuri pe care le găsim în pulberile precursoare. Această

deplasare a maximelor de difracție vine reco0nfimre interdifuzia și formarea Rhometal. Dimensiunea

cristalitelor Permalloy nu mai este în domeniul nanometric în urma sinterizării la temperaturi superioare peste

800 °C).

Variația densității compactelor compozite sinterizate SPS timp de 0 minute la 20 MPa la diverse

temperaturi pentru un raport Ni3Fe/Ni de 8,205/1,795 calculate prin metoda arhimedică prezintă o ușoară

creșterea odată cu creșterea temperaturii de sinterizare. Această evoluție este una clasică, creșterea

temperaturii de sinterizare duce în general la densificarea materialului supus compactizării prin această

tehnică. Totuși, densitatea compactelor este mult sub densitatea fierului și mult sub densitatea Permalloy.

Compactele sinterizate SPS prezintă o mare porozitate.

Creșterea duratei de sinterizare pentru o temperatură dată păstrează aceleași faze în material, dar s-ar

pute să avem mici variații ale compoziției chimice prin interdifuzie mai accentuată (lucru dovedit prin).

22

Densitățile compactelor sinterizate SPS nu variază mult prin creșterea duratei de sinterizare pentru o

temperatură dată.

2.2. Rezultate obținute pe pulberile nanocompozite

S-au obținut mai multe tipuri de nanocompozite și compozite prin măcinare mecanică și tratament

termic. Primul nanocompozit este de tipul Mn0.5Ni0.5Fe2O4/Fe. Ferita de Mn-Ni utilizată pentru sinteza

nanocompozitului a fost obținută prin tratament termic – metoda clasică și mai apoi a fost măcinată. Imagini

SEM ale feritei mixte de Ni-Mn (Mn0.5Ni0.5Fe2O4) tratament termic și mecanosinteză indică reducerea

dimensiunii particulelor de ferită odată cu creșterea timpului de măcinare. Particulele mai mari sunt formate

din particule (chiar nanoparticule) lipite. Particulele de ferită cele mai fine sunt obținute după 120 de minute

de măcinare. Particulele nanocristaline/nanometrice de ferită astfel obținute au fost omogenizate cu pulberi de

Fe și apoi din nou măcinate. După acești timpi de măcinare (120 de minute) nu avem o reacție între fazele

componente ale materialului. O reacție între fazele materialului se observă după măcinare îndelungată și /sau

tratament termic.

Investigațiile DSC corelate cu difracțiile de raze X realizate după tratamentul DSC au arătat că există

o reacție între faze pentru temperaturi ce depășesc 600 de grade Celsius și o mică reacție la interfață pentru

temperaturi inferioare acesteia. Maximul endoterm de după 600 de grade Celsius este atribuit formării fazei

wüstite – FeO.

Un alt tip de nanocompozit obținut prin mecanosinteză a fost cele de forma NiFe2O4+Supermalloy

obținute din pulberi de ferită de nichel policristalină și din pulberi de Supermalloy nanocristaline. Pentru

pulberea de start, pulberea nemăcinată se identifică maximele caracteristice Supramalloy, maximele

caracteristice feritei de nichel și se mai identifică maxime ale unui oxid de fier care este impuritate a feritei de

nichel. Și pentru pulberile măcinate și măcinate și tratate termic se identifică aceleași maxime de difracție.

Pentru pulberile măcinate maximele de difracție sunt mult mai largi pentru ferita de nichel comparativ cu

maximele aceleiași faze nemăcinată. Acest lucru se datorează reducerii dimensiunii de cristalit și inducerii de

tensiuni interne. Astfel după 30 de minute de măcinare nanocompozitul este format, ambele faze sunt în star

nanocristalină și omogenizate până la nanoscală.

Curbele de primă magnetizare pentru pulberile nanocompozite NiFe2O4+Supermalloy obținute prin

măcinare mecanică și tratament termic au fost analizate. Se remarcă faptul că pulberile nanocompozite au o

magnetizare care este un bun compromis între magnetizările pulberilor de start. Măcinarea mecanică duce la

diminuarea magnetizării ca urmare a inducerii de defecte structurale, in special în structura spinelică a feritei

de nichel. Este bine cunoscut faptul că în cazul măcinării mecanice a feritelor o diminuare semnificativă a

magnetizării ca urmare a efectelor de suprafață și a structurii dezordonate. Pe de altă parte o diminuare atât de

mare a magnetizării nu poate fi explicată doar prin defect structurale și tensiuni interne. O altă cauză poate să

fie cuplajul magnetic între cele două faze. Pentru a avem o scădere a magnetizării avem nevoie de un cuplaj

magnetic antiparalel intre subrețeaua magnetică mai mare a structurii spinel cu rețeaua magnetică a pulberii

de Supermalloy. Practic materialul este compus la interfață din cristalite nanometrice ce sunt cuplate.

Tratamentul termic duce la o creșterea magnetizării ca urmare, în principal, a eliminării defectelor structurale.

Se remarcă faptul că adăugarea a 20 de procente de Supermalloy în pulberea de ferită de nichel face ca

magnetizarea de saturație să crească peste două ori.

Pentru investigațiile suplimentare privind proprietățile magnetice ale nanocompozitului am realizat

cicluri de histerezis magnetic. Și aici se remarcă descreșterea magnetizării odată cu creșterea timpului de

măcinare. Totodată se mai observă și o creștere semnificativă a câmpului coercitiv. Acest lucru este de așteptat

23

din mai multe motive, unul ar fi dezordinea structurală indusă de măcinarea mecanică. Pe de altă parte și un

cuplaj magnetic între faze ar putea să ducă la creșterea câmpului coercitiv.

Se remarcă o creșterea semnificativă a magnetizării în urma tratamentului termic și totodată o

diminuare a câmpului coercitiv. Acest lucru este foarte important din punct de vedere aplicat, știind faptul că

în cazul materialelor magnetice moi câmpul coercitiv trebuie să fie cât mai mic. Pentru a studia dacă avem

într-adevăr cuplaj magnetic între cele două faze am realizat măsurători magnetice de tip FC și ZFC.

Magnetizarea este mai mare în cazul măsurătorii FC ca urmare a creșterii cuplajului magnetic prin răcirea

materialului în câmp magnetic. Evoluția câmpului coercitiv pentru măsurătorile FC și ZFC este caracteristică

cuplajului de tip exchage-bias. Coercitivitatea este aproape dublă în modul FC comparativ cu modul ZFC

(μ0Hc(ZFC)=19 mT și μ0Hc(FC)=36 mT). Datorită unei anizotropii scăzute a ambelor faze în stare

nanocristalină cuplajul magnetic nu duce la apariția câmpului de schimb caracteristic cuplajului de tip

exchage-bias (HE), cuplajul este evidențiat doar prin creșterea câmpului coercitiv.

Pulberi compozite de tipul ferită/Fe (sau aliaj) au fost obținute și doar prin tratamente termice. Se

remarcă pulberi de dimensiuni de aproximativ 100 de micrometri. Aceste pulberi sunt compuse dintr-un miez

de fier și un start exterior de ferită de nichel. Acoperirea exterioară cu un start de ferită de nichel se poate

observa prin micile pseudo-sfere ce aderă la particule de formă iregular poliedrică pentru ambele temperaturi

prezentate. Această bună acoperire cu un strat de ferită este pusă în evidență prin investigațiile EDX. Se

remarcă distribuția omogenă a oxigenului pe întreaga particule. Acest lucru indică clar acoperirea pulberilor

cu un strat de ferită, această fază fiind singura care are în formula chimică oxigenul. Pe de altă parte pulberile

de ferită utilizate sunt de dimensiuni sub 10 micrometri și în urma tratamentului termic la 500-700 °C nu poate

să crească până la 200 de micrometri, dimensiune pe care o are particula analizată.

Analiza pulberilor compozite tratate termic s-a făcut și prin difracție de raze X. Se remarcă pentru

temperaturi ale tratamentului termic mari formarea unei faze wüstite, maximele acesteia fiind prezente în

difractograme. Este posibil ca această fază să se formeze și la temperaturi mai mici, dar ea să nu poată fi

identificată ca urmare a cantității mult mai mici și a limitei de detecție a difractometrului. Cel mai probabil

această fază se formează la interfață.

3. Concluzii

S-au obținut compacte sinterizate prin metoda SPS – de tipul Permalloy-Rhometal. Compactele au fost

caracterizate din punct de vedere structural, morfologic, magnetic și electric. Existența stratului de Rhometal

a fost pusă în evidență prin microscopie electronică de baleiaj și totodată prin difractometrie de raze X.

Dimensiunea statului de Rhometal în compacte depinde de temperatura de sinterizare, durata de sinterizare și

de raportul celor două faze inițiale, adică de raportul între pulberile de start.

S-au obținut mai multe tipuri de compozite/nanocompozite de tipul ferită magnetică moale/Fe sau aliaj

prin măcinare mecanică și tratament termic. Pulberile magnetice au fost studiate din punct de vedere structural,

al stabilității termice, morfologic, magnetic și din punct de vedere al cuplajului magnetic. Stabilitatea termică

este limitată, la temperaturi de 600-700 °C se formează în general faza wüstite. Acest lucru nu este foarte

important, aceste compozite magnetice moi nu sunt destinate a lucra la asemenea temperaturi. Cuplajul

magnetic între ferită magnetic moale de tip spinel și aliaj este unul de tipul exchage-bias.

24

Menţiuni speciale

1. O parte din măsurătorile magnetice au fost realizate în cadrul stagiilor de doctorat ȋn co-tutelă efectuate

de către drd.ing. Cristina-Daniela Stanciu (membră ȋn echipa proiectului) la Institut Neel, Grenoble,

Franţa, graţie colaborării cu profesorul Olivier Isnard, conducătorul ei de doctorat din partea Universitătii

Josph Fourier din Grenoble.

2. Măsurătorile de histerezis magnetic ȋn mod FC şi ZFC au realizate la Univ. Babeş-Bolyai Cluj- Napoca,

grație colaborării cu Prof. V. Pop.

3. O parte din rezultatele obținute ȋn cadrul prezentei etape a proiectului au făcut obiectul lucrărilor

de licență ale celor 2 studenți de la specializarea Știința Materialelor, care fac parte din echipa proiectului

(angajați ȋn etapa anterioară).

BIBLIOGRAFIE

[1]. R. M. Bozorth, Reviews of Modern Physics, 25 (1953) 42–48.

[2]. A.T. English, G.Y. Chin, Journal of Applied Physics, 38(3) (1967) 1183- 1187.

[3]. G. Couderchon, Techniques de l’ingénieur, Traité Génie électrique, D2130 (1994) 1-24.

[4]. B.D. Cullity, C.D. Graham, Introduction to Magnetic Materials, New Jersey, 2nd ed., IEEE Press & Wiley,

2009.

[5]. B.V. Neamţu, I. Chicinaş, O. Isnard, I. Ciascai, F. Popa, T.F. Marinca, Journal of Magnetism and

Magnetic Materials, 353 (2014) 6–10.

[6]. E. Gaffet , Mater. Sci. Eng. A 132 1991181,

[7]. S.D. Kaloshkin, V.V. Tcherdyntsev, I.A. Tomilin,Yu.V. Baldokhin, E.V. Shelekhov, Physica B 299

(2001) 236–241

[8]. I. Chicinaş, V. Pop, O. Isnard, J.M. Le Breton, J. Juraszek, Journal of Alloys and Compounds 352 (2003)

34–40.

[9]. B.V. Neamţu, O. Isnard, I. Chicinas, C. Vagner, N. Jumate, P. Plaindoux, Materials Chemistry and

Physics, 125 (2011) 364–369.

[10]. Kh. Gheisari, Sh. Shahriari, S. Javadpour, Journal of Alloys and Compounds 574 (2013) 71–82.

[11]. O. Isnard, V. Pop, I. Chicinas, Journal of Magnetism and Magnetic Materials 290–291 (2005) 1535–

1538

[12]. B.V. Neamtu, O. Isnard, I. Chicinas¸V. Pop, IEEE Transactions on Magnetics, 46 (2010) 424-427

[13]. F. Popa, O. Isnard, I. Chicinas, V. Pop, Journal of Magnetism and Magnetic Materials 316 (2007) e900–

e903

[14]. I. Chicinas, O. Geoffroy, O. Isnard, V. Pop, Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 310 (2007)

2474–2476.

[15]. H.L. Seet, X.P. Li, Z.J. Zhao, L.C. Wong, H.M. Zheng, K.S. Lee, Journal of Magnetism and Magnetic

Materials, 302 (2006) 113-117.

[16]. G. Mandal, V. Srinivab, V.V. Rao, Journal of Alloys and Compounds, 504 (2010) 110–114

[17]. C.W. Chen, Magnetism and Metallurgy of Soft Magnetic Materials, North Holland Publishing Company,

Amsterdam, New York, Oxford,1977.

25

[18]. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamţu, Pulbere nanostructurată de tipul

Permalloy(Supermalloy)/Rhometal si procedeu de obținere, Cerere depusă la OSIM ȋn 19.09.2014 și publicată

cu numărul RO130354-A0

[19]. I. Chicinaş, T.F. Marinca, F. Popa, B.V. Neamţu, Rhometal interface in pseudo-core shell powders

like Permalloy/Rhometal, Applied Surface Science, 358 (2015) 627–633

26

Etapa IV/2016

Elaborarea şi studiul compactelor nanostructurate tipul (Me1Me2)Fe2O4/ (Fe, aliaj Fe-Ni, Fe-Ni-X).

Studii preliminare pulberi nanostructurate pseudo core-shell de tipul Fe(aliaj Fe-Ni)@ferita

nanometrică (Me1Me2)Fe2O4

Obiectivele etapei IV (ian-sep 2016) au fost:

1. Pulberi nanocompozite de tipul (Me1Me2)Fe2O4/ (Fe, aliaj Fe-Ni, Fe-Ni-X)

Continuare din 2015

2. Compacte nanostructurate din pulberi nanocompozite de tipul (Me1Me2)Fe2O4/(Fe, aliaj Fe-Ni) obținute

prin sinterizare ȋn plasmă (SPS)

3. Pulberi nanostructurate pseudo core-shell de tipul Fe(aliaj Fe-Ni)@ferita nanometrică (Me1Me2)Fe2O4

ȋncercări preliminare

4. Dezvoltarea resursei umane. Diseminare rezultate

27

1. Introducere

Compusul intermetalic Ni3Fe este unul din aliajele din sistemul Ni-Fe care posedă excelente

caracteristici de material magnetic moale (magnetizare bună, permeabilitate magnetică foarte mare), datorită

faptului că, ȋn jurul acestei compoziții constantele de magnetostricțiune şi de anizotropie magnetocristalină

trec prin zero [1-5]. Miezurile magnetice care posedă caracteristic foarte bune de material magnetic moale de

regulă nu pot fi utilizate la frecvențe înalte ca urmare a rezistivității electrice scăzute. La frecvențe ridicate

sunt utilizate de regulă feritele magnetice moi [6-7]. Feritele magnetic moi posedă rezistivitate electrică mare

și foarte mare, dar în același timp au caracteristicile magnetice mai slabe în comparație cu cele ale aliajelor.

Pentru a evita acest neajuns al aliajelor la frecvențe ridicate (limitarea utilizării lor ca urmare a pierderilor

magnetice) se pot realiza compozite de tipul aliaj/rășină care posedă o rezistivitate electrică mare; pe de altă

parte se pot realiza compozite în care să fie utilizate feritele magnetice moi și aliajele (sau fierul) [8-17].

Cercetările privind sinteza de compozite magnetice de tipul ferită magnetică moale/aliaj sunt în stare

incipientă. Crearea de materiale magnetice care să posede caracteristicile magnetice cât mai apropiate de cele

ale aliajelor și caracteristicile electrice (rezistivitatea electrică) cât mai aproape de cele ale feritelor magnetic

moi cu structură cubică de tip spinel poate să ducă la materiale magnetice care să aibă bune caracteristic

magnetice la frecvențe ridicate.

2. Rezultate şi discuții

2.1. Rezultate obținute pe compactele compozite

Înaintea începerii experimentelor de sinterizare în plasmă a pulberilor compozite NiFe2O4+Fe

obținute prin omogenizare cu acetonă și obținute în etapa III/2015 am realizat experimente de tratamente

termice pe compacte de aceeași compoziție precum pulberilor obținute anul anterior. Tratamentele termice s-

au bazat pe rezultatele obținute pe pulberi de tipul NiFe2O4+Fe. Compactele obținute prin tratament termic

au avut o gamă largă de compoziții, cantitatea de ferită de nichel și cantitatea de fier a fost variată.

Difractogramele de raze X pentru compactele compozite de tipul NiFe2O4+Fe obținute prin tratament termic

la 400-700 °C sunt prezentate. Presiunea de compactizare a fost de 600 MPa. Cantitatea de ferită de nichel

este calculată pentru o acoperire a particulelor de fier cu un strat de 5 micrometri. În difractograme se observă

faptul că pe măsură ce crește temperatura tratamentului termic avem o modificare a structurii compozitului.

Apar maxime noi de difracție. Cea mai evidentă schimbare are loc pentru tratamentul termic efectuat la 700

°C timp de 1 oră. Pentru a evidenția schimbările structurare ce intervin în momentul în care creștem

temperatura tratamentului termic de la 400 °C la 700 °C este prezentat un detaliu între 36 și 47 de grade din

difractogramele de raze X pentru compactele compozite de tipul NiFe2O4+Fe obținute prin tratament termic

la 400 și 700 °C. Se poate observa faptul că în cazul tratamentului termic efectuat la 400 °C în zona analizată

din difractogramă se identifică maximele de difracție caracteristice pentru două din cele trei faze existente în

pulberile utilizate ca materiale de start, hematit și ferită de nichel (Fe2O3 și NiFe2O4). În cazul probei tratate

termic la 700 °C nu se mai identifică în zona analizată nici un maxim al probelor prezente în material după

tratamentul termic realizat la 400 °C. În acest caz se identifică în zona analizată maxime de difracție a feritei

de fier-magnetit și un maxim de difracție al unei noi faze care se formează, o fază wüstite-FeO.

28

Formarea acestei faze wüstite are loc doar la o temperatură a tratamentului termic de 700 °C. În

schimb formarea feritei de fier începe la o temperatură a tratamentului termic de 500 °C. Este prezentat un

detaliu din difractogramele de raze X pentru compactele compozite de tipul NiFe2O4+Fe obținute prin

tratament termic la 400-700 °C. Presiunea de compactizare a fost de 600 MPa. Ferita de fier se formează în

totalitate la o temperatură a tratamentului termic de 600 °C. Între 500 și 600 °C ferita de fier coexistă în

compozit alături de ferita de nichel. Așadar, formarea compozitului are loc Fe3O4/aliaj Fe-Ni până la 600 C

are loc în două etape. În prima etapă avem o reacție a fierului elemental cu ferita de nichel din care rezultă

nichel elemental și ferită de fier și o a doua etapă în care nichelul elemental rezultat reacționează cu fierul

rămas nereacționat (datorită cantității sale net superioare feritei de nichel) și formează aliajul Fe-Ni cu

structură CVC. Reacțiile care au loc până la o temperatură a tratamentului termic de 600 °C sunt de felul

următor:

NiFe2O4 + Fe → Fe3O4 + Ni (1)

xNi + (1 − x)Fe → Fe1−xNix (2)

În cazul tratamentului termic la 700 °C avem o nouă reacție, formarea fazei wüstite prin reacția

feritei de fier cu fierul elemental rămas nereacționat conform reacției:

FeFe2O4 + Fe → 4FeO (3)

Această reacție a fost așteptată într-o oarecare măsură având în vedere diagrama de fază care prevede faptul

că această fază, faza wüstite este faza stabilă la această temperatură.

Investigarea probelor tratate termic s-a realizat și prin microscopie electronică. Imagini realizate cu

microscopul electronic de baleiaj pe compactele compozite de tipul NiFe2O4 (5 μm)+Fe obținute prin tratament

termic la 400 și 700 °C sunt redate. Presiunea de compactizare a fost de 600 MPa. Imaginile au fost realizate

în modul SEI (electroni secundari) și în modul BEC (contrast de număr atomic – electroni retroîmprăștiați) la

măriri de x500 și x2.000. Se remarcă zone de fier care sunt înconjurate de zona de oxid. Pentru probele tratate

termic la 400 °C este vorba de ferita de nichel, iar în cazul probei trate termic la 700 °C este vorba despre

ferita de fier și oxidul de fier – FeO, faza wüstite. Zonele de fier sunt bine înconjurate de zona de oxid, zone

de ferită.

Atribuirea zonelor din compact celor doi constituenți Fe (aliajul Fe-Ni) și oxizilor (ferită de fier și

wüstite) în cazul tratamentului termic 700 °C este confirmată și de analizele chimice prin microanaliză cu

radiație X - EDX.

Suunt prezentate difractogramele de raze X pentru pulberea de ferită de nichel, pulberea de fier și

amestecul NiFe2O4 (4 μm)+Fe încălzit în camera de temperatură a difractometrului până la 900 °C cu o rampă

de 10 °C/minut. Se remarcă faptul că această încălzire până la 900 °C face ca în material să avem ferită de

fier, aliaj Fe-Ni și o fază wüstite. Aceste date sunt în concordanță cu investigațiile DSC.

În sistemul NiFe2O4 +Fe aceleași compoziții care au fost supuse tratamentului termic au fost supuse

și sinterizării în plasmă. Sunt prezentate difractogramele de raze X pentru compactele compozite de tipul

NiFe2O4 (4 μm)+Fe obținute prin sinterizare în plasmă. Temperatura de sinterizare în plasmă a variat între

400 și 700 °C, presiunea de compactizare a fost de 20 MPa și timpul de menținere la temperatura de sinterizare

de 0 minute. Se remarcă faptul că structura cubică de tip spinel este prezentă în compactele compozite

sinterizate independent de temperatura de sinterizare utilizată. Este posibil ca, compoziția structurii spinel să

aibă mici variat pe măsură ce crește temperatura de sinterizare. În cazul sinterizări la o temperatura mai mare

29

de 600 °C în material se identifică și o structură cubică de tip wüstite - FeO. Aceste date sunt în foarte bună

corelație cu datele obținute pe compactele presate la 600 MPa și tratate termic.

Evoluția densității compactelor sinterizate SPS în funcție de temperatura de sinterizare pentru

compactele compozite de tipul NiFe2O4 (4 μm)+Fe. Temperatura de sinterizare în plasmă a variat între 400 și

700 °C, presiunea de compactizare a fost de 20 MPa și timpul de menținere la temperatura de sinterizare de 0

minute este prezentate. Pentru referință sunt date și densitățile teoretice pentru ferita de nichel și fier. Se

observă o creștere a densității compactelor sinterizate SPS pe măsură ce temperatura de sinterizare crește.

Acest fapt era de altfel ușor de anticipat. S-au obținut densități mai mari comparativ cu densitatea feritei de

nichel doar pentru temperaturi de sinterizare mai mari de 500 °C. Pentru restul compactelor densitatea se

apropie de densitatea teoretică a feritei de nichel.

Imagini realizate cu microscopul electronic de baleiaj pe compactele compozite de tipul NiFe2O4 (4

μm)+Fe obținute prin sinterizare în plasmă sunt redate. Imaginile au fost realizate în modul BEC (contrast de

număr atomic – electroni retroîmprăștiați) la măriri de x1.000. Pentru toate temperaturile de sinterizare

prezentate se observă două zone clare: una de culoare deschisă ce corespunde fazei metalice și una de culoare

mai închisă ce corespunde feritei. Se mai remarcă faptul zonele de culoare deschisă sunt mărginite de zonele

de culoare închisă de ferită. Acest tip de compozit sinterizat am dorit să îl obținem, zona de rezistivitate mai

scăzută să fie acoperită cu o fază de rezistivitate mai ridicată, ferită sau oxid. În cazul compactului sinterizat

la 700 °C se observă două zone de culoare mai deschisă, una este un aliaj Fe-Ni cu baza fier și cealaltă un aliaj

cu Ni-Fe baza Ni.

Certitudinea atribuirii unor zone de culoare deschisă aliajului Ni-Fe cu bază Ni este dată de analiza

prin spectroscopie cu radiație X. Se remarcă foarte car dacă se analizează distribuția nichelului faptul că, există

insulițe bogate în acest element și în acele zone nu este prezent oxigenul (care este prezent în ferita de nichel

și ferita de fier).

Valorile rezistivității electrice pentru compactele NiFe2O4 (4 μm)+Fe obținute prin sinterizare în

plasmă sunt prezentate. Se remarcă valori ale rezistivităților electrice care sunt net superioare rezistivității

electrice a fierului. Rezistivitatea electrică scade odată cu creșterea temperaturii de sinterizare până la

temperatura de sinterizare de 600 °C. Creșterea densității duce la această scădere a rezistivității electrice a

compactelor. Pentru o temperatură de sinterizare de 700 °C rezistivitatea electrică crește ca urmare a formării

faze wüstite care are o rezistivitate foarte mare.

Am schimbat compoziția pentru sinteza de compacte compozite sinterizate și am utilizat

Ni0,5Zn0,5Fe2O4 și Ni3Fe. Înainte de sinterizarea în plasmă bineînțeles că au fost realizate mai multe analize

premergătoare pentru a intui gama de temperatură de sinterizare. Curbele DSC la încălzire până la 900 °C și

răcire până la temperatura ambiantă pentru pulberea compozită de tipul Ni0,5Zn0,5Fe2O4 (5 μm)+Ni3Fe sunt

prezentate. Se remarcă un singur eveniment termic major în jurul temperaturii de 560-570 °C și acest

eveniment termic este atribuit tranziției magnetice feromagnetice-paramagnetice a compusului intermetalic

Ni3Fe și respectiv tranziției ferimagnetice-paramagnetice a feritei mixte de Ni și Zn. Cele două tranziții sunt

apropiate.

Prezența unui singur eveniment termic major sugerează posibilitatea sinterizării acestui tip de

compozit cu evitarea reacției în fază solidă între ferita si aliaj. Pentru a confirma acest lucru am realizat și

difracții în temperatură în timp real. Este prezentată o imagine 3D cu difractogramele de raze X realizate în

timp real până la o temperatură de 900 °C și pentru pulberea compozită de tipul Ni0,5Zn0,5Fe2O4 (5 μm)+Ni3Fe.

Se poate remarcă doar prezența maximelor de difracție caracteristice structurii spinel a feritei mixte de Ni-Zn

utilizate și maximele de difracție pentru aliajul Ni3Fe pe toată gama de temperaturi analizată.

Pentru a avea o imagine mai clara asupra faptului că cei doi componenți nu reacționează pe durata

încălzirii în ambele cazuri în figură sunt date difractogramele de raze X pentru pulberea Ni0,5Zn0,5Fe2O4 (5

30

μm)+Ni3Fe omogenizată, supusă tratamentului DSC până la 900 °C și supusă difracțiilor în temperatură până

la 900 °C. Astfel, în difractograme se identifică doare maximele structurii spinel și maximele compusului

intermetalic Ni3Fe. Se remarcă doar o îngustare a maximelor de difracție pentru Ni3Fe după tratamentele la

900 °C, indiciu al creșterii dimensiunii de cristalit. De altfel, în ambele cazuri după încălzire compusului nu

mai este în stare nanocristalină.

Sinterizarea pulberilor Ni0,5Zn0,5Fe2O4 (5 μm)+Ni3Fe omogenizate s-a realizat la mai multe

temperaturi. În imaginile de difracție de raze X se identifică doar maximele de difracție pentru Ni0,5Zn0,5Fe2O4

și Ni3Fe. Cele două faze nu reacționează pe durata sinterizării independent de temperatură în intervalul 600-

800 °C. Acest lucru indică obținerea cu succes a compactelor compozite de tipul Ni0,5Zn0,5Fe2O4 (5 μm)+Ni3Fe

prin sinterizare SPS.

Asemănător cu compozitele sinterizate în plasmă de tipul NiFe2O4+Fe și aceste compozite

Ni0,5Zn0,5Fe2O4 și Ni3Fe au aceeași microstructură. Zonele metalice sunt înconjurate de un strat de ferită.

Hărțile de distribuție ale elementelor chimice Zn, Ni, Fe și O într-o zonă micrometrică a unui compact

compozit de tipul Ni0,5Zn0,5Fe2O4 (5 μm)+Ni3Fe sinterizat SPS la 600 °C timp de 0 minute sunt prezentate. În

zonele de culoare deschisă, zonele metalice se identifică prezența masivă a fierului și a nichelului, aceste

elemente sunt componentele compusului intermetalic Ni3Fe. În zonele de culoare închisă se identifică Oxigen,

nichel, fier și zinc, componentele feritei mixte de Ni-Zn. Zonele cu ferită mixtă de Ni-Zn înconjoară zonele în

care se regăsește aliajul Ni-Fe.

S-au realizat compacte compozite și utilizând ferita mixtă de Ni-Cu, Ni0,5Cu0,5Fe2O4. Înainte de

sinterizarea propriu zisă s-au realizat investigații prin difracție de raze X în temperatură. Este prezentată o

imagine 3D cu difractogramele de raze X realizate în timp real până la o temperatură de 900 °C și pentru

pulberea compozită de tipul Ni0,5Cu0,5Fe2O4 (5 μm)+Ni3Fe. Precum în cazul compozitelor în care s-a utilizat

ferita mixtă de Ni-Zn și în acest caz, nu se identifică o reacție în fază solidă între componenții pulberii

compozite, Ni0,5Cu0,5Fe2O4 și Ni3Fe, pe durata încălzirii până la 900 °C.

Microstructura compactelor sinterizate SPS de tipul Ni0,5Cu0,5Fe2O4 (5 μm)+Ni3Fe este similară cu

cea a compozitelor de tipul Ni0,5Zn0,5Fe2O4 (5 μm)+Ni3Fe.

Hărțile de distribuție ale elementelor chimice Zn, Ni, Fe și O obținute prin microanaliză cu radiație

X într-o zonă micrometrică a unui compact compozit de tipul Ni0,5Cu0,5Fe2O4 (5 μm)+Ni3Fe sinterizat SPS la

900 °C timp de 0 minute sunt prezentate. Se remarcă prezența feritei mixte de Ni-Cu la marginea insulițelor

de aliaj Ni-Fe precum în cazul compactelor sinterizate de tipul Ni0,5Zn0,5Fe2O4 + Ni3Fe

2.2. Rezultate obținute pe pulberi

S-au sintetizat pulberi compozite de tipul ferită mixtă/aliaj prin metoda pe care am utilizat-o în etapa

precedentă când am realizat pulberi compozite de tipul pseudo core-shell ferită de nichel/fier (pentru aceste

pulberi avem un brevet de invenție trimis la OSIM pentru analiză). Rezultate privind sinteza pulberilor de

tipul core-shell utilizând ferita mixtă de NI-Zn sunt prezentate în cele ce urmează. Sunt prezentate

difractogramele de raze X pentru pulberile compozite de tipul Ni0,5Zn0,5Fe2O4+Ni3Fe obținute prin tratament

termic la 700 °C timp de o oră în argon. Înaintea tratamentului termic pulberile au fost omogenizate utilizând

acetonă. Pentru referință în aceeași figură sunt prezentate difractogramele pulberilor omogenizate înainte de

tratamentul termic. S-au utilizat mai multe rapoarte masice între cei doi componenți. Independent de raportul

între cei doi componenți, în difractograme se identifică doar maximele de difracție caracteristice celor două

faze, structura cubică de tip spinel - Ni0,5Zn0,5Fe2O4 și structura cubică CFC – Ni3Fe.

31

Sunt prezentate imagini SEM unde se poate observa morfologia pulberii compozite de tipul

Ni0,5Zn0,5Fe2O4 (4 μm)+Ni3Fe obținută prin tratament termic la 700 °C timp de o oră în argon. Măriri de x200

și x5,000. Se remarcă la mărire de x200 o particulă de aproximativ 400 de micrometri care reprezintă particula

compozită cu un miez de aliaj Ni-Fe care este acoperită parțial cu un strat de ferită. Se remarcă particulele fine

de ferită care sunt atașate de suprafața particulei mult mai mari de Ni-Fe. Aceste rezultate sunt similare cu

cele obținute pe particulele compozite de tipul pseudo core-shell NiFe2O4+Fe.

Schimbând tipul de ferită, trecând de la ferita mixtă de Ni-Zn la ferita mixtă de Ni-Cu

(Ni0,5Cu0,5Fe2O4) rezultatele sunt similare. Sunt prezentate difractogramele de raze X pentru pulberile

compozite de tipul Ni0,5Cu0,5Fe2O4+Ni3Fe obținute prin tratament termic la 700 °C timp de o oră în argon.

Înaintea tratamentului termic pulberile au fost omogenizate utilizând acetonă. Nu se identifică nici un alt

maxim în afară de maximele feritei de Ni-Cu și aliajului după tratamentul termic la această temperatură. Nu

există nici un fel de reacție între faze pentru acest tip de tratament termic, pulberea de tipul core-shell fiind

obținută.

Și morfologia pulberii de tipul Ni0,5Cu0,5Fe2O4 +Ni3Fe este similară cu cea obținută pe pulberile

compozite Ni0,5Zn0,5Fe2O4 +Ni3Fe după cum se poate remarcă în figură. Este prezentată morfologia pulberii

compozite de tipul Ni0,5Cu0,5Fe2O4 (4 μm)+Ni3Fe obținută prin tratament termic la 700 °C timp de o oră în

argon.

Hărțile de distribuție ale elementelor chimice Ni, Cu, Fe și O în pulberile Ni0,5Cu0,5Fe2O4 (4 μm)+Ni3Fe

tratate termic la 700 °C timp de o oră în argon sunt discutate. Se remarcă concentrații mari de Cu și oxigen pe

particulele mici care au aderat la suprafața particulei mai mare, acest lucru indicând prezența particulelor fine

de ferită mixtă pe suprafața particulei de sute de micrometri din aliaj Ni-Fe.

3. Concluzii

În cardul acestei etape s-au obținut compacte compozite de tipul ferită aliaj prin sinterizare în plasmă

și tratamente termice. Pentru sinteza compactelor compozite de tipul ferită/aliaj s-au utiliza pulberi de tipul

core-shell obținute în cadrul etapei din anul precedent. Pentru sinteza compactelor compozite s-au utilizat mai

multe tipuri de ferită: NiFe2O4, Ni0.5Zn0.5Fe2O4 și Ni0.5Cu0.5Fe2O4. Compactele compozite au fost de tipul

NiFe2O4/Fe, Ni0.5Zn0.5Fe2O4/Ni3Fe, și Ni0.5Cu0.5Fe2O4/Ni3Fe. Compactele sinterizate în plasmă de tipul

NiFe2O4/Fe își modifică structura prin reacția între componenți începând de la o temperatură de sinterizare de

550°C. Pentru o temperatura de sinterizare de 700 °C avem o reacție totală între ferită de nichel și fier. În urma

reacției pe durata sinterizării rezultă ferită de fier, aliaj Ni-Fe și o fază wüstite. În cazul utilizării feritelor mixte

de Ni-Zn și Ni-Cu pentru sinteza de compozite sinterizate alături de pulberea de compus intermetalic Ni3Fe

reduce riscul reacției între ferită și faza metalică pe durata sinterizării. În cazul ambelor tipuri de ferită nu s-a

remarcat o reacție cu aliajul Ni-Fe, compactele compozite rezultate în urma sinterizării au ca și constituenți

doar fazele inițiale. Caracteristicile compactelor compozite sinterizate variază în funcție de tipul de ferită

utilizat, cât și în funcție de raportul dintre cele două faze.

De asemenea, s-au obținut cu succes pulberi compozite cu o structură pseudo core-shell de tipul

Ni0.5Zn0.5Fe2O4/Ni3Fe, și Ni0.5Cu0.5Fe2O4/Ni3Fe prin tratamente termice controlate.

Menţiuni speciale

1. O parte din rezultatele obținute ȋn cadrul prezentei etape a proiectului au făcut obiectul lucrărilor

de licență ale celor 2 studenți de la specializarea Știința Materialelor, care fac parte din echipa proiectului

(angajați ȋn etapa anterioară).

32

2. Pentru cererea de brevet nr. a 2014 00700/19.09.2014, OSIM RO130354-A0 a fost acordat

brevetul „Procedeu de obţinere a unei pulberi nanostructurate de tipul Permalloy

(Supermalloy)/Rhometal”, prin Hotararea nr. 4/227 din 29.07.2016 OSIM, anexata la finalul raportului.

BIBLIOGRAFIE

[1]. R. M. Bozorth, Reviews of Modern Physics, 25 (1953) 42–48. [2]. A.T. English, G.Y. Chin, Journal of Applied Physics, 38(3) (1967) 1183- 1187. [3]. G. Couderchon, Techniques de l’ingénieur, Traité Génie électrique, D2130 (1994) 1-24. [4]. B.D. Cullity, C.D. Graham, Introduction to Magnetic Materials, New Jersey, 2nd ed., IEEE Press &

Wiley, 2009. [5]. B.V. Neamţu, I. Chicinaş, O. Isnard, I. Ciascai, F. Popa, T.F. Marinca, Journal of Magnetism and

Magnetic Materials, 353 (2014) 6–10. [6]. A. Goldman, Modern Ferrite Technology, second ed., Springer, Pittsburgh, USA, 2006. [7]. C.W. Chen, Magnetism and Metallurgy of Soft Magnetic Materials, North Holland Publishing

Company, Amsterdam, New York, Oxford,1977. [8]. V. F. Tarța, T. F. Marinca, I. Chicinaș, F. Popa, B. V. Neamțu, P. Pascuta and A. F. Takacs, Mater.

Manuf. Processes vol. 28, p. 933-938, 2013. [9]. K. Hirota, M. Obatal, M. Kato, H. Taguchi, Int. J. Appl. Ceram. Technol. vol. 8 p. 1-13, 2011. [10]. E. A. Perigo, S. Nakahara, Y. Pittini-Yamada, Y. de Hazan and T. Graule, J. Magn. Magn. Mater.

vol. 323, p. 1938-1944, 2011. [11]. P. Kollár, Z. Birčáková, J. Füzer, R. Bureš and M. Fáberová, J. Magn. Magn. Mater. vol. 327, p.

146–150, 2013. [12]. H. Shokrollahi and K. Janghorban, J. Magn. Magn. Mater. vol. 313, p. 182–186, 2007. [13]. G. Xie, H. Kimura, D. V. Louzguine-Luzgin, H. Men and A. Inoue, , Intermetallics vol. 20, p. 76-81,

2012. [14]. M. Strečková, Ľ. Medvecký, J. Füzer, P. Kollár, R. Bureš and M. Fáberová, Mater. Lett. vol. 101, p.

37-40, 2013. [15]. T.F. Marinca, B.V. Neamţu, I. Chicinaş, O. Isnard, IEEE Transaction on Magnetics, 50(4) (2014)

2800604. [16]. T.F. Marinca, B.V. Neamţu, F. Popa, V.F.Tarţa, P. Pascuta, A.F. Takacs, I. Chicinaş, Applied

Surface Science, 285P (2013) 2-9. [17]. I. Chicinaş, T.F. Marinca, B.V. Neamțu, P. Pascuta, V.Pop, Journal of Thermal Analysis and

Calorimetry, 118 (2014) 1269–1275.

Director proiect,

Prof.dr.ing.fiz. Ionel Chicinaş

33